某20CrNiMo部件等離子堆焊鎳基硬質合金工藝研究

陳興東 郭洋 黃嵐

摘要：采用等離子粉末噴焊工藝在某20CrNiMo產品上制備Ni基硬質合金層，并進行PT、微觀金相、硬度及SEM掃描等分析。結果表明，硬質合金層制備工藝的重復性良好，熔合線平滑、無缺陷。堆焊接頭焊層距離熔合線約100 μm處有析出相減少帶，熔合線處有寬2.5 μm的白亮帶，熔合線母材側面存在寬100～200 μm的擴散帶。擴散帶組織為珠光體鐵素體及WC的混合組織。通過SEM-EDS分析可知，焊層組織為γ鎳固溶體基體及枝晶間碳化物共晶組織。堆焊層硬度檢測分布均勻，硬度滿足要求，同時焊層具有加工硬化特征。

關鍵詞：等離子噴焊;WC;鎳基硬質合金;金相組織

0 前言

在礦山、鉆探等領域，其易損部件如液壓支柱、掘進齒、閥座、閥體等運行工況十分惡劣[1]，要承受高頻率的對撞沖擊和磨粒磨損，其使用壽命較短，經常需要停機更換。如鉆探作業中的泥漿泵類零部件，工作8～10 h就會因沖擊面變形損傷、疲勞磨損而失效[2]，給生產帶來無效的停頓時間，延長施工周期。該類型產品的常規工藝方法是使用20CrNiMo、42CrMo等材料進行滲透淬火處理，以制備硬化層。常規淬火方式獲得的硬化層厚度為1～3 mm，硬度可達58～70 HRC。但實踐證明，淬火滲碳等工藝制備未能有效改善該淬火鋼的使用壽命。

針對該現狀，國內外開始研究使用等離子粉末堆焊鎳基硬質合金的工藝技術，效果較好。等離子是繼激光、電子束之后的第三大高能束流，是一種集合電磁壓縮、機械壓縮和熱壓縮效應的拘束電弧，能量密度可與激光媲美[3]。不同焊接熱源的溫度分布如表1所示。

文中針對20CrNiMo鍛件材料，使用東汽自主知識產權的等離子粉末噴焊設備，研究Ni-Cr-B-Si系鎳基硬質合金的等離子粉末堆焊工藝。

1 試驗方法及材料

試驗材料為鍛件20CrNiMo，其化學成分如表2所示。采用等離子粉末噴焊專機在部件的沖擊面進行堆焊，堆焊位置及坡口如圖1所示。斜坡面預制堆焊凹槽，保證加工后的焊層具有良好的熔覆性和耐磨性[4]。堆焊粉末分別為80～200目的Ni55、Ni60、Ni60+25%WC鎳基合金粉末，其化學成分如表3所示。

焊層厚度滿足坡口處邊緣不小于2 mm、中部大于3 mm。試驗用等離子設備的送粉氣、離子氣和保護氣均為純度99.999%的氬氣。采用焊前預熱、焊后去應力熱處理工藝，主要焊接參數如表4所示。

2 試驗結果及分析

試驗件焊縫成形良好，進行去應力熱處理后進行硬度及PT檢測。精加工后的試件如圖2所示。

對試樣進行線切割取樣，分別使用TIME5610C便攜式超聲波硬度計、光學顯微鏡（40MAT 顯微鏡）、標樂5112維氏硬度計及掃描電鏡（BURKER EDS）進行接頭組織和硬度分析。

2.1 焊態硬度檢測

試件焊接完成后，采用超聲波硬度計檢測其焊態下及加工后的基體、焊層的表面硬度：焊層檢查共4點，正圓均布在該部件錐面焊道中部。基體外圓均布4點進行硬度檢測。硬度數據如表5所示。

由表5可知，試驗件在加工后與其焊態相比，硬質合金層表面硬度均有所增加，平均增加值為2～4 HRC，說明該鎳基硬質合金層在加工過程中產生了加工硬化現象。硬度較高的WC合金層（3#）的加工硬化更為明顯。

2.2 微觀金相檢查及分析

由于堆焊層的搭接位置是薄弱環節，更具有代表性，故在搭接處進行線切割取樣，取樣位置及宏觀形貌如圖3所示。

使用40MAT 光學顯微鏡分析試樣組織，焊層及熔合線金相組織分別如圖4～圖7所示。

由圖4～圖7可知，各試樣熔合線平滑，母材側擴散區寬度均勻，約為70～90 μm。在熔合線母材側均形成了大量較為均勻的板條馬氏體+少量鐵素體+碳化物的混合組織（見圖7 的B區放大圖）。這是由于熔合線一側的鎳基合金C、Ni、Cr、Si等元素含量都高于母材，在熔合界面出現了成分擴散。另外，在堆焊槽兩側坡口處堆焊時，由于等離子弧長被坡口壓縮，造成坡口處基材熔化，材料稀釋作用加劇，成分擴散區也更寬。葛言柳、鄧德偉[5]等人研究該擴散區的元素擴散情況發現，焊層中的Ni元素向基體擴散的程度較低，而Fe元素擴散較強。這是熔合稀釋作用所導致的元素擴散和元素本身在高溫下擴散綜合影響的結果。Cr元素在擴散區存在較為嚴重的偏析，形成了較多的富Cr相。這是因為Cr原子半徑較小，高溫下易擴散，并極易與C原子形成化合物，從而造成成分偏析。

1#試樣在焊層側寬約200 μm區域內，析出相明顯減少，同時存在寬約2.5 μm的白亮帶;2#試樣同樣存在析出相減少區域，寬約100 μm;3#試樣也有一定寬度的析出相減少區域。3#試樣的焊層中WC顆粒鑲嵌其中，分布較為均勻，WC顆粒無明顯的分層現象，接近熔合線附近的WC顆粒輕微溶解，焊層中WC顆粒相對溶解較多。這是由于焊接過程中焊道搭接處溫度更高，使得搭接處焊層中部的WC顆粒溶解較多，而熔合線附近因凝固速度較快，WC顆粒來不及溶解更多的緣故。此外，混合在Ni60粉末中的WC顆粒是熔融破碎型WC，為不規則鋸齒形，有效增加了溫度吸收面積，加速了WC顆粒在高溫下的溶解，在上述原因的共同作用下，使得WC顯示出極不規則的形狀。

選擇2#焊層組織進行SEM-EDS（BURKER EDS）分析，主要分析照片（見圖8）中黑色塊針狀組織、灰色組織和淺色的基體，分別編號為301-1（2#-1）、304-2（2#-2）、304-3（2#-3）。由圖8可知，2#-2、2#-3均含有Si，2#-1不含Si且富含Cr，參考文獻[8]可知，其為C、Cr的化合物和Si的化合物。而對于2#-3，其主要富Ni，是Fe、Si、Cr溶于Ni形成的固溶體，呈枝晶狀，為γ-Ni基體[7]。2#-2位置主要是Ni、Fe、Si化合物形成的共晶組織。同理，1#和3#試樣也為鎳基合金，同屬于Ni-Cr-B-Si系合金，而3#試樣中增加的WC只是機械混合，并沒有改變其成分體系。因此其形成的合金組織必然具有相似性。

另外，等離子堆焊時熔池中溫度梯度很大，同時存在表面張力、等離子束流處理、氣體動力以及顯微成分的不均勻性，因此形成了一定的組織梯度[7-8]。而對于同一合金系，采用相同的焊接方法及參數，該組織梯度應具有相似性，故本次僅對2#試樣進行掃描分析。

對2#試樣，從基體穿越熔合線到焊層進行EDS線掃描，如圖9所示。由圖9可知，約2.5 μm的白亮帶區域內Fe、Cr、Si、Ni元素存在著明顯的擴散，其中Fe元素在該區域內的含量急劇降低，Si、Cr、Ni元素劇烈增加，這是基體和焊層合金元素相互擴散導致的。Junling Lind[8]等人將該白亮帶稱之為擴散遷移帶（DTB），認為DTB是在超過1 000 ℃的高溫下焊層合金元素向基體奧氏體中擴散并在快速冷卻過程中被保留在奧氏體基體中的結果。張紅霞[9]等人分析認為，該白亮帶是焊層合金中的Ni、Si、B、Cr元素在高溫下熔入奧氏體γ相后，使得γ相劇烈合金化，并在隨后的冷卻中被保留下來的產物。由此可知，白亮帶的出現，吸收了附近焊層區域內的Cr等元素。

由成分掃描可知，Cr元素在焊層側熔合線處距離約40 μm范圍內呈現小幅度的成分高低起伏;在該40 μm往右側28～40 μm區域內，成分曲線平緩且處于含量較低水平。而該區域內Ni含量較高，主要分布相為Ni的固溶體。說明該Cr成分含量較低的區域內，Cr元素向母材和焊層兩側均進行了擴散以及與C等元素之間化合，從而減少了該區域Cr元素，這將降低該區域內Cr固溶強化和形成硬質相的作用[10-11]。這解釋了硬質合金焊層在熔合線附近均存在80～200 μm的Cr析出相減少區域的現象。

由此可知，該Cr的析出相減少區域以及白亮帶是在高溫下由于元素的擴散和電弧攪拌稀釋作用共同形成的。

2.3 解剖后硬度

使用標樂5112維氏硬度計測試接頭硬度，數據如圖10所示，硬質合金硬度基本與牌號提供硬度相當。母材組織硬度在200 HV以上，具有良好的韌性儲備。

3 結論

（1）采用Ni55、Ni60和Ni60+25%WC鎳基合金成功制備試樣件3件，均獲得了硬質相分布均勻的硬質合金層，合金層金相組織純凈，PT等檢測均一次合格。鎳基硬質合金的等離子堆焊工藝選擇恰當，重復性良好。

（2）等離子噴焊制備的硬質合金層在加工后有加工硬化現象，且合金層硬度越高，加工硬化越明顯。

（3）焊層與基體間會形成白亮帶過渡層，該層元素擴散劇烈。在硬質合金焊層偏白亮帶的一側，由于合金元素擴散，會形成Cr硬質相減少區域，寬度約為80～200 μm。

（4）對焊接試樣進行EDS線掃描，發現從基體到硬質合金層，合金元素的主要成分有峰值波動，這是因為該合金元素參與了相組成，導致局部區域濃度減少的緣故。

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